Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Структруно-фазовое состояние диффузионной зоны и закономерности развития деформационных процессов в азотированном никелиде титана

Диссертация: Структруно-фазовое состояние диффузионной зоны и закономерности развития деформационных процессов в азотированном никелиде титана
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Установлено, что после предварительного изотермического деформирования кручением на ~ 10% и последующего формовосстановления при нагреве через интервал МП в азотированных образцах не наблюдается следов грубого разрушения внешнего нитридного слоя (отслаивание, шелушение фрагментов и т. д.), а образуются только системы локальных, квазипериодических (период — 5−10 мкм) и коротких микротрещин шириной… Читать ещё >

Структруно-фазовое состояние диффузионной зоны и закономерности развития деформационных процессов в азотированном никелиде титана (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • 1. Фазовые превращения в сплавах на основе никелида титана
    • 1. 1. Диаграмма состояний сплавов Ti-Ni вблизи эквиатомного состава
    • 1. 2. -Бездиффузионные превращения в двойных сплавах на основе TiN
    • 1. 3. Влияниепримесей внедрения на мартенситные превращения в TiN
    • 1. 4. Влияние деформаций различного типа на мартенситные превращения в сплавах на основе TiN

    1.5. Современные представления физической мезомеханики структурно неоднородных сред о влиянии поверхностно-упрочняющих диффузионных слоев с модифицированной структурой на закономерности развития деформации и эволюцию микроструктуры слоистых гетерогенных материалов.

    2. Формирование гетерогенных диффузионных зон в металлах и сплавах при азотировании.

    2.1. Основные физико-химические процессы, протекающие при азотировании

    2.2. Закономерности изменения фазового состава и структуры фаз в диффузионной зоне металлов и сплавов при азотировании.

    2.3. Влияние газового азотирования в атмосфере аммиака на структуру и свойства никелида титана.

    3. Постановка задачи. Материалы и методы исследования.

    3.1. Постановка задачи.

    3.2. Материалы и методика исследования.

    4. Фазовый состав и морфология фаз эквиатомного никелида титана после ионного азотирования.

    4.1. Микроструктура нитридного слоя в азотированном никелиде титана.

    4.2. Распределение микротвердости по глубине диффузионной зоны азотированного TiNi в зависимости от длительности азотирования.

    4.3. Изменение фазового состава по сечению диффузионной зоны после изотермического ионного азотирования.

    4.4. Качественный анализ изменения химического состава В2 фазы по сечению диффузионной зоны.

    4.5. Исследование распределения химических элементов в поверхностном слое азотированного TiNi. Ill

    5. Структура и мартенситные превращения в никелиде титана после азотирования в объемной плазме тлеющего разряда, генерируемой накаленным катодом при пониженном давлении атмосферы чистого азота.

    5.1. Фазовый состав диффузионной зоны в TiNi после азотирования в атмосфере чистого азота.

    5.2. Мартенситные превращения в диффузионной зоне образцов никелида титана, азотированных в атмосфере чистого азота.

    6. Закономерности процесса деформирования и эволюции структуры на микро- и мезомасштабном уровнях в азотированном никелиде титана

    6.1. Основные закономерности развития деформации никелида титана в зависимости от длительности ионного азотирования.

    6.2. Особенности микроструктуры различных масштабных уровней в азотированных образцах TiNi после их деформации растяжением.

    6.3. Эволюция структуры азотированного TiNi в процессе развития пластической деформации в зависимости от длительности азотирования.

    6.3.1. Неазотированный образец TiNi.

    6.3.2. Исследование поверхности азотированного образца (1 час, 1073 К) в процессе деформации.

    6.3.3. Исследование азотированного образца (1 час, 1073 К) в поперечном сечении в процессе деформации.

    6.3.4. Исследование азотированного образца (4 часа, 1073 К) в поперечном сечении в процессе деформации.

    6.4. Влияние длительности азотирования на мартенситные превращения и эффект памяти формы в никелиде титана.

    Выводы.

В последнее время в различных областях техники широко применяются сплавы на основе никелида титана, обладающие уникальными характеристиками эффектов памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности. Условия эксплуатации изделий из никелида титана зачастую связаны с длительным воздействием агрессивной окружающей среды. При нормальных условиях эти материалы имеют достаточно высокую коррозионную стойкость [1]. Вместе с тем, при повышении температуры (Т>620К) никелид титана взаимодействует с кислородом воздуха [2]. При использовании изделий из TiNi в медицине в агрессивной среде живого организма возможно поступление никеля из состава сплава в окружающую среду, и это может оказать отрицательное влияние на здоровье человека [3]. Кроме того, тенденция к миниатюризации изделий из никелида титана, применяемых как в технике, так и в медицине, предъявляет повышенные требования к прочностным характеристикам этих материалов.

Для повышения физико-химических и механических свойств сплавов на основе TiNi перспективным является создание защитно-упрочняющих покрытий на основе мононитрида титана 8-TiN, высокие прочностные свойства и коррозионная стойкость которого широко используется для этих же целей в других материалах (стали, керамика, изоляторы и т. д.) [4−8]. Наиболее эффективным методом азотирования, позволяющим получать высококачественные нитридные покрытия для широкого класса материалов, в последние десятилетия признан метод ионного азотирования в азотсодержащей плазме тлеющего разряда [4−8]. В результате азотирования возникают внешние поверхностные слои на основе нитридных фаз и происходит изменение химического и фазового состава примыкающих к ним внутренних модифицированных слоев сплавов, что ведет к формированию градиентно-слоевых материалов [4−8]. При этом особую важность для всего комплекса физико-механических свойств таких гетерогенно-слоевых материалов имеют как свойства поверхностного слоя, так и морфология и структура границ раздела различных модифицированных подзон приповерхностного слоя. Подобные границы могут играть роль мезоконцентраторов напряжений в процессе деформирования материалов с гетерогенной и/или градиентной структурой поверхностных слоев [9−11]. Таким образом, получение градиентно-слоевых материалов на основе TiNi с плавным изменением структурно-фазового состояния по глубине модифицированных приповерхностных слоев без резких границ между ними является актуальной задачей, решение которой позволит создавать поверхностно-упрочненные материалы с заранее заданным комплексом физико-механических свойств.

Одновременно с решением этой задачи в поверхностно-упрочненных сплавах, обладающих эффектом памяти формы, необходимо в максимальной степени сохранить температурные интервалы и величину формовосстановления, являющихся важными характеристиками этих материалов. Данные о влиянии поверхностных слоев, возникающих в результате взаимодействия TiNi с окружающей средой или при целенаправленных химико-термических и ионно-плазменных обработках, на ЭПФ в настоящее время немногочисленны. Это существенно сдерживает практическую реализацию многих предложений по использованию сплавов на основе TiNi в технических устройствах, функционирующих в агрессивных средах, например, в горячих потоках продуктов сгорания углеводородов в газовых горелках [12, 13].

Таким образом, целью данной работы является исследование закономерностей формирования градиентно-слоевой структуры, возникающей в результате ионного азотирования, фазового состава диффузионной зоны и их влияния на эволюцию мезоструктуры в процессе деформирования образцов, а также исследование эффекта памяти формы в азотированных образцах никелида титана.

Для достижения цели работы были сформулированы следующие задачи:

1. Исследовать фазовый состав и структуру фаз, формирующихся в приповерхностных областях образцов никелида титана в процессе азотирования;

2. Исследовать закономерности процесса деформирования и эволюции структуры на мезомасштабном уровне в азотированных образцах никелида титана;

3. Исследовать влияние нитридного слоя и примыкающей к нему диффузионной зоны, сформировавшихся в результате азотирования образцов, на эффект памяти формы в никелиде титана.

В первом разделе работы приведены современные представления об эволюции структурно-фазового состояния сплавов на основе TiNi в зависимости от температуры и состава, необходимые для понимания процессов перераспределения компонентов вблизи азотируемой поверхности, приводящих к формированию градиентно меняющегося фазового состава ДЗ при ионном азотировании. Проведен анализ данных по влиянию деформаций различного типа (растяжение, сжатие, гидростатическое давление) на температуры формирования мартенситных фаз.

Во втором разделе на примере сталей рассмотрена технология азотирования в плазме тлеющего разряда в атмосфере аммиака и протекающие при этом физико-химические процессы.

В третьем разделе на основе анализа литературных данных сформированы цель и задачи исследования, обоснован выбор исследуемого материала, метода и режимов азотирования, описаны методики экспериментальных исследований.

Четвертый раздел посвящен исследованию морфологии азотированной поверхности и фазового состава образцов азотированного TiNi, в частности, ДЗ, сформировавшейся в приповерхностных слоях.

Пятый раздел посвящен исследованию влияния азотирования в плазме тлеющего разряда, генерируемого накаленным катодом в атмосфере чистого азота, на формирование защитного покрытия из 5-TiN и структуру ДЗ в образцах TiNi.

Шестой раздел посвящен исследованию закономерностей процесса деформации при растяжении азотированных в атмосфере аммиака образцов TiNi. А так же исследовано влияние нитридного слоя и ДЗ на проявление ЭПФ в азотированных образцах TiNi.

На защиту в настоящей работе выносятся следующие положения.

1. Закономерности и особенности формирования мононитрида титана 5-TiN на поверхности образцов никелида титана, обработанных в плазме тлеющего разряда в течение различного времени при высокой температуре в атмосфере аммиака или чистого азота, и диффузионной зоны в приповерхностном слое глубиной до ~180мкм от поверхности образца, которая состоит из нескольких слоев, отличающихся структурно-фазовым составом и механическими свойствами. При этом слои не имеют четко выраженных границ.

2. Механизм формирования сдвигонеустойчивой В2-фазы изменяющегося состава во П-ой и Ш-ей подзонах диффузионной зоны образцов TiNi в процессе ионного азотирования и механизм релаксации внешних и внутренних напряжений в этих образцах, в том числе в вершинах микротрещин. В2-фаза в этих подзонах формируется в результате понижения температуры начала МП В2 —> В19' из-за обогащения данных слоев сплава избыточным количеством атомов Ni относительно эквиатомного состава. Механизм релаксации внешних и внутренних напряжений осуществляется путем реализации деформационного МП В2 —> В19'.

3. Оптимальный режим ионного азотирования поверхностного слоя изделий из TiNi в плазме тлеющего разряда в атмосфере аммиака: температура азотирования 1073 К в течение 1 часа. Этот режим обеспечивает формирование качественного высокопрочного и твердого покрытия из 8-TiN изделий из TiNi с заданным изменением структурно-фазового состава подслоев, прилегающих к азотированному поверхностному слою. i.

4. Установленный предел накопления и возврата неупругой деформации образцов TiNi с нитридным покрытием кручением в виде однократного ЭПФ с накапливаемой и возвращаемой деформацией не менее 3%, при которой в нитридном покрытии еще не наблюдается появления микротрещин.

Научная новизна работы.

1. Выявлены закономерности и особенности эволюции микроструктуры внешнего нитридного слоя в образцах TiNi в зависимости от длительности высокотемпературного ионного азотирования в атмосферах аммиака и чистого азота.

2. Установлены закономерности формирования многослойной диффузионной зоны (ДЗ) при высокотемпературном ионном азотировании образцов никелида титана, особенностями которой являются, во-первых, образование высокопрочной подзоны со структурой твердого сплава на основе нитридов S-TiN и Ti4Ni2N со связкой из В2-фазы TiNi, примыкающей к внешнему слою мононитрида титана, и, во-вторых, плавное изменение структурно-фазового состояния сплава при удалении от внешней поверхности, обусловливающее отсутствие резких границ между соседними подзонами как потенциальных мезоконцентраторов внутренних напряжений.

3. Показано, что следствием формирования нитридных фаз при ионном азотировании образцов TiNi является изменение химического состава В2-фазы от состава исходного сплава до состава, соответствующего предельной растворимости атомов Ni в В2-фазе в подзоне, примыкающей к внешнему слою мононитрида титана.

4. Экспериментально установлено, что при воздействии внешних напряжений на азотированные образцы никелида титана в ДЗ происходят мартенситные превращения (МП) из В2-фазы в R и В19' фазы. Предложен механизм релаксации внешних и внутренних напряжений, возникающих в поверхностных слоях деформируемых образцов азотированного никелида титана, обусловленный формированием деформационных мартенситных фаз.

5. Предложен механизм торможения роста микротрещин из внешних нитридсодержащих подзон внутрь азотированных образцов, заключающийся^ в релаксации внутренних напряжений вблизи, вершин микротрещин при формировании деформационных мартенситных фаз. Этот механизм торможения роста микротрещин действует наряду с механизмами развития-микрополос локализованной деформации и ветвления^ микротрещин в, их вершинах.

Научная и практическая значимость работы. Выявленные закономерности формирования внешнего слоя из мононитрида титанас низким содержанием атомовNi в> егосоставе и структуры примыкающей к нему ДЗ, характеризующейся присутствием сдвигонеустойчивой В2-фазы. TiNi и плавным изменением структурно-фазового состояния соседних подзон, при высокотемпературном ионном азотировании образцов' TiNi в атмосферах аммиака и чистогоазота составляют основу технологии получения нитридного' защитно-упрочняющего покрытиядля сплавов на. основе TiNi.

Предложенный и обоснованный в работе механизм торможения роста поверхностных микротрещин, возникающих при деформировании азотированных образцов TiNi, во внутренние слои" ДЗ,. связанный^ с релаксацией полей внутренних напряжений в ^ голове микротрещин путем развития деформационных МП, может быть использован при разработке технологии модификации поверхностных слоев образцов сплавов — на основе TiNi другими методами электронно-ионно-плазменной обработки.

Азотированные образцы никелида титана сохраняют высокую способность проявлять эффект памяти формы (ЭПФ): после азотирования в течение 0.5−1 часа ЭПФ достигает 9.4%, а после 4 часов азотирования, величина формовосстановления составляет ~ 5%, что достаточно для практического использования этих материалов в медицине и технике.

Полученные в работе результаты использованы при разработке элементов с ЭПФ устройства контроля пламени горелки инфракрасного газового нагревателя, созданного в АУНО «Российский материаловедческий центр» (г. Томск). Рабочие элементы с покрытием обладают необходимой для функционирования изделия величиной ЭПФ и показали увеличение ресурса работы на 15−20% по сравнению с элементами без покрытия.

Диссертация состоит из введения, 6 разделов, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 85 наименований. Диссертационная работа изложена на 228 страницах, включая 95 рисунков и 2 таблицы.

2i5 Выводы.

1. Установлено, что вследствие азотирования в плазме тлеющего разряда в атмосфере аммиака при температуре 1073 К в течение различного времени (от 0.25 до 4 часов) на поверхности образцов TiNi формируется сплошной слой мононитрида титана, который не имеет признаков шелушения или отслаивания. Обнаружено, что в результате азотирования формируется диффузионная зона (ДЗ), ширина которой после 4 часов азотирования достигает 180−190 мкм. Диффузионная зона имеет слоевое строение и делится на три подзоны. В целом фазовый состав образцов после ионного азотирования длительностью от 0.25 ч до 4 ч качественно подобен. Основное отличие заключается только в изменении ширины соответствующих подзон и соотношения присутствующих в них фаз.

2. Показано, что в результате азотирования в ДЗ, возникает В2 фаза, которая имеет переменный состав. При этом непосредственно вблизи слоя 5-TiN концентрация атомов Ni в В2 фазе существенно выше, чем в исходном сплаве (50.2 ат.%) и достигает 51.5 ат% при ta< 1 ч, а при ta — 4 ч повышается до 52.0 ат.%. С увеличением расстояния от поверхностного нитридного слоя концентрация атомов Ni в В2-фазе плавно снижается и в нижней части ДЗ имеет значение близкое к исходному. По этой причине непосредственно вблизи слоя 5-TiN Мн заметно ниже 300 К. По мере удаления от поверхности образца Мн повышается и в подзоне III достигает Мн исходного сплава.

3. Установлено, что при азотировании в объемной плазме тлеющего разряда, генерируемой накаленным катодом в атмосфере чистого азота, при температуре 1073 К эффективный синтез слоя нитрида титана наблюдается уже в течение первых двух минут азотирования (толщина слоя ~ 2 мкм), а при увеличении длительности азотирования до одного часа скорость роста этого слоя резко уменьшается (после одного часа азотирования толщина увеличивается до ~ 3.5 мкм) вследствие обеднения атмосферы вблизи поверхности образов ионами титана и деградации структуры нитридного слоя, обусловленной ионным травлением его внешней поверхности.

4. Обнаружено, что толщина ДЗ формирующейся после 2 минут азотирования в атмосфере чистого азота составляет около 10 мкм, а после 1 часа примерно 100−110 мкм, что совпадает с толщиной ДЗ полученной после 1 часа азотирования в плазме тлеющего разряда в атмосфере аммиака. Как и при азотировании в плазме тлеющегофазряда в атмосфере аммиака обнаружена стабилизация В2 фазы. TiNi в диффузионной зоне азотированных образцов при 300 К, обусловленная ее обогащением никелем относительно состава исходного сплава.

5. Показано, что В2-фаза TiNi из состава диффузионной зоны испытывает мартенситные превращения в ромбоэдрическую R и моноклинную В19' фазы в циклах «охлаждение — нагрев» при температурах ниже 300 К,-причем распределение температур и последовательности этих превращений коррелирует с соответствующим распределением содержания никеля в ее составе.

6. Установлено, что изменение фазового состава по сечению ДЗ после ионного азотирования в атмосфере аммиака и в чистом азоте, качественно подобны, а количественные различия микроструктуры нитридного слоя обусловлены особенностями и различной интенсивностью синтеза 5-TiN во внешнем поверхностном слое образцов, азотированных данными методами.

7. Показано, что зависимости «напряжение-деформация» (о-е) исходных образцов и образцов, азотированных в плазме тлеющего разряда в атмосфере аммиака имеют качественно подобный вид, и, что формирование в азотированных образцах TiNi нитридного слоя и диффузионной зоны с развитой мультислойной структурой приводит к заметному повышению прочностных свойств и напряжения мартенситного сдвига при сравнительно небольшом снижении пластичности.

8. Показано, что одним из основных факторов, определяющих эффективную релаксацию внутренних напряжений и торможение развития микротрещин от упрочненной поверхности вглубь азотированных образцов TiNi, являетсяизменяющийся* элементный состав сдвигонеустойчивой В2-фазы. При этом оптимальная концентрация никеля> в В2-фазе из состава ДЗ, необходимая' для эффективной блокировки проникновения микротрещин вглубь азотированных образцов TiNi и релаксации напряжений вблизи, них по механизму развития деформационных МП, находится вблизи* 51 ат.% (± 0.2 ат.%) и достигается в процессе азотирования при 1073 К в течение 1 часа.

9. Установлено, что оптимальная концентрация атомов Ni в В2-фазе, необходимая для эффективной блокировкипроникновения, микротрещин-вглубь азотированных образцов TiNi и релаксации напряжений1 вблизи них по механизму развития деформационных МП, находится? вблизи 51 ат.% (± 0.2 ат.%) и достигается в процессе азотирования при 1073 К в течение 1 часа.

10. Установлено, что после предварительного изотермического деформирования кручением на ~ 10% и последующего формовосстановления при нагреве через интервал МП в азотированных образцах не наблюдается следов грубого разрушения внешнего нитридного слоя (отслаивание, шелушение фрагментов и т. д.), а образуются только системы локальных, квазипериодических (период — 5−10 мкм) и коротких микротрещин шириной <2—4 мкм. Показано также, что в подзоне II, примыкающей к внешнему слою 6—TiN при изотермическом нагружении и разгрузке протекает обратимое МП В2 <-" R, что обуславливает эффект сверхупругого поведения в этих областях ДЗ. Величина ЭПФ при этом уменьшается пропорционально ta, но даже после 4 ч азотирования составляет ~ 50% ЭПФ в исходном сплаве 5% по абсолютной величине).

В заключении автор считает своим долгом поблагодарить профессора Слосмана А. И за содействие в проведении ионного азотирования образцов никелида титана на установке кафедры материаловедения в машиностроении Томского политехнического университета, профессора Коваля Н. Н. и к.ф.-м.н. Гончаренко И. М. за предоставленную возможность ионного азотирования образцов на плазмогенераторе ИСЭ СО РАН, а также к.т.н. Антипину Н. А. за практическую помощь в освоении методики исследований на оптико-телевизионном комплексе TOMSC лаборатории физической мезомеханики и неразрушающих методов контроля ИФПМ СО РАН.

Показать весь текст

Список литературы

  1. Rondelli G., Vicentini Gs- Cidata A- Corrosion Properties of NiTi Shape Memory Alloys, Tokyo: Mat. Res. Soc.- 1998.- 60 pp.
  2. В.Г. Изучение процесса окисления никелида титана. II. Фазовый состав окалины. // Порошковая металлургия. 1989. № 6, с.57−61.
  3. Shabalowskay S.A. Biological Aspects of TiNi Alloy Surface. // J. de Phys. IV Col. C.8. P. C8−1199-C8−1204.
  4. Ю.М., Коган Я. Д. и др. Теория и технология азотирования. — М.: Металлургия, 1991, 256 с.
  5. Е.В. Химико-термическая обработка металлов и сплавов в тлеющем разряде. -М.: Машиностроение, 1982.
  6. Я. Ионное азотирование // Киндзоку дзайре. -1977. -Т. 17. —№ 5. -с.110−114.
  7. Ю.М., Коган Я. Д. Структура и прочность азотированных сплавов. М.: Металлургия, 1982.
  8. .Н. Химико-термическая обработка металлов в активированных газовых средах. — М.: Машиностроение, 1979, 223 с.
  9. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: в 2 т. / Под. ред. В. Е. Панина. Новосибирск: Наука, — 1995. — Т.1. — 298 е., Т.2.-320 с.
  10. В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физ. мезомех. 2000. — Т. 3. — № 6. — С. 5−36.
  11. . В.Е., Слосман А. И., Антипина Н. А., Литвиненко А. В. Влияние внутренней структуры и состояния поверхности на развитие деформации на мезоуровне малоуглеродистой стали. // Физ. мезомех. — 2001. — Т. 4. — № 1. С. 105−110.
  12. Мс Nally. Heat-activated flue-damper actuator. US Patent #5, 393,221. Feb.28, 1995.
  13. Патент РФ № 2 193 974/ Гришков B.H., Лотков А. А., Панин В. Е., Козубов В. И. Устройство контроля наличия пламени горелки.-14.08.2000.
  14. Н.М., Козлов Э. В. Упорядоченные фазы в металлических системах. -М.: Наука. 1989. -247с.
  15. Сабури Тисло. Современные разработки" титано-никелевых сплавов с памятью. // Киндзоку: Metals and Technology. 1989: -v.59. -№ 8. -p.l 1−18.
  16. А.И. Структурные и фазовые превращения в сплавах на основе никелида титана. Автореф. дис. доктора физ.-мат. наук. —Томск: СФТИ при ТГУ, 1991.
  17. В.Н. Хачин, В: Г. Путин, В. В. Кондратьев. Никелид титана: Структура и свойства —М., Наука, 1992.-160с.
  18. К., Симидзу К., Судзуки Ю, Сэкигути Ю., Тадаки Ц., Хомма Т., Миядзаки С. Сплавы с эффектом памяти формы. Пер. с японского: М.: Металлургия, 1990. 224 е.
  19. Rozner A.G., Heintgelmam Effect of Addition, of Nitrogen" Hydrogen on a Microstructure and-Hardness of Cast TiNi Intermetallic Compound"// Trans of ASM1−1965- -v.58. -P.415−418.
  20. С., Сасако X. И др. Влияние содержания кислорода на температуру мартенситного перехода титано-никелевых прессовок //Фунтей оёви. фуманцу екин, 1986. —т.ЗЗ, —№ 2. -с.73−77.
  21. Л. Фазовые равновесия и превращения в металлах под давлением. / в c6t Твердые тела под высоким давлением. // М'.: Мир- 1996, С. 340−399.
  22. Chernenko V.A. High pressure effects on martensitic transformations. J*, de Physique IV, Suppl. II. — 1995. — V.5. — P. C8−77 — C8−82.
  23. В.И., Невдача B.B., Особенности проводимости никелида титана в$ области фазовых переходов под давлением. — Металлофизика, 1987. Т. 9. -№ 5. — С. 132−133'.
  24. B.A., Лотков А. И., Гришков В. Ы. и др. Мартенситные-превращения в сплавах на основе никелида1, титана при высоких гидростатических давлениях.— ФММ- 1996 — Т. 82. — № 6. — С. 131−136.
  25. Василевский Дж: Эффект запоминания формы в сплаве TiNi как один из аспектов вызванного- напряжением мартенситного превращения- Эффект памяти формы в сплавах. — М.: Металлургия, 1979- С. 205−229.
  26. И.Г., Кокорин В. В., Черненко- В. А., Качалов В. М. Мартенситные превращения в интерметаллиде Ti50Ni47Fe3 при" высоких давлениях.// Металлофизика- 1987. — Т.9. — № К — С. 107−109-
  27. И.И. и др. Влияние пластической деформации на структуру и эффект: памяти формы сплава Ti-54,8%Ni. Мартенситные превращения в сплавах. — Киев: Наукова думка, 1978. С. 207−211.
  28. В.Е., Гриняев Ю. В., Елсукова Т. Ф., Иванчина A.F. Структурные уровни деформации твердых тел//Изв. вузов: Физика. 1982. — Вып. 25. — № 6., — С. 5−27.
  29. В.Е., Лихачев В. А., Гриняев Ю. В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, — 1985. — 229 с.
  30. В.Е., Гриняев Ю. В., Егорушкин В. Е. Спектр Возбужденных состояний и вихревое механическое поле в деформируемом кристалле // Изв. вузов. Физика. 1987.-Вып.30. -№ 1. — С.36−51.
  31. Е.Ф. Микропластическая' деформация и предел текучести поликристаллов. Томск: Изд-воТом. гос. ун-та, 1988. — 256 с.
  32. Л.Г. Влияние поверхностного натяжения* на гетерогенное зарождение дислокаций в кристаллах // ФТТ. 1972″. — Т.14. — Вып. 12. -С.3691−3692.
  33. Ю.В., Панин В. Е. Расчет напряженного состояния в упругонагруженном поликрсталле. // Изв. вузов. Физика. 1978. — № 12. -С. 95−101.
  34. С.В., Нойманн П., Байбулатов Ш. А. Исследование развития деформации на мезоуровне интерметаллического соединения №бзА137 при сжатии. // Физ. мезомех. 2000. — Т. 3- - № 1. — С. 75−82.
  35. В.П. Физика прочности и пластичности" поверхностных слоев материалов. Москва: Наука, 1983. — 280 с.
  36. Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. — Томск: Изд-во Том. ун-та, 1988. — 256 с.
  37. В.Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. Закономерности пластической деформации и разрушения на мезоуровне поверхностно-упрочненных образцов при статическом растяжении. // ФММ. 1996. — Т. 82. — Вып. 2. -С. 129−136.
  38. В.Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. О механизмах фрагментации на мезоуровне при пластической деформации поверхностно-упрочненой хромистой стали. // ФММ. 1997. — Т. 84. — Вып. 2. — С. 130−135.
  39. А., Плессинг И., Нойхойзер X. Исследование мезоуровня деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах223. концентрированных сплавов на основе меди. // Физ. мезомех. — 1998. — Т. 1. -№ 2. С. 5−20.
  40. В.А. Моделирование развития пластической деформации с учетом зарождения дефектов на границе раздела. // Физ. мезомех. 2000.1. Г. 3.-№ 3.-С. 73−79.
  41. Koval A.V., Panin S.V. Formation of fractal? mesostructure-in structural steels with heterogeneous hardening layers under tension // Proc. of Int. Conf. «Mesomechanics'2000», June 13−16, 2000- XI’an- China-
  42. B.R. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ: мезомех. 1999:.- Т, 2: — № 6- - С. 5−23- -
  43. Г. В. Нитриды. Киев.: Наукова думка, 1970, 180 с.
  44. Zysk Y. Gefiige von e-Schichten carbonitrierter unlegierter Sfahle in Abhangigkeit von ihrer Kohlenstoff Konzentration // Harterei Technische Mitteilungen, 1976. B.31. -№ 6. -S.319−324.
  45. Х.Д. Сплавы внедрения, т. 1 .М.: Мир, 1971 .-464с.
  46. .В., Пахаренко О. Г. Об особенностях высокотемпературного азотирования легированных сталей, Металлофизика, 64. Киев: Наукова думка- 1976.-69с.
  47. Ю.М., Силина Н. В. и др. Структура и свойства поверхности и диффузионного слоя (Fe-Al) сплавов, азотированных при- 550 и. 620 °C, Металлофизика, 73. 1978.-75с.
  48. Podgurski Н.Н., Knechtel H.E. Nitrogenation of Fe-Al alloys. -Trans. AIME. 1969. 245. — № 4. -P.l 595−1598.
  49. Шашков О. Д^ Влияние азотирования на поверхностную твердость и износостойкость мононикелида титана. // Изв. АН СССР. Металлы — 1986.-5-С.147−152.
  50. А.С., Герасимов А. П., Прохорова И. И. Применение эффекта памяти формы в современном машиностроении. М: Машиностроение, 1981.-80 с.
  51. Патент РФ 1 388 133, МПК В 21 С 3/14, Устройство для волочения в режиме гидродинамического трения- Колмогоров Г. Л., Мельникова Т. Е., опубл. 15.04.88.
  52. Patent US 5,393,221, Int. CI. F 23 N 3/00, Heat-activated flue damper actuator, Feb. 28, 1995.
  53. Патент РФ 2 052 545, МПК С 25 D 21/04, Способ А. Н. Алексеева для регулирования отсасываемого воздуха в бортовых отсосах гальванических ванн и установка для его осуществления, Алексеев А. Н., опубл. 20.01.96.
  54. Патент РФ 2 063 534, МПК F 02 К 1/10, Способ изготовления реактивного сопла второго контура двухконтурного газотурбинного двигателя, Фишбейн Б. Д., Абаимов JI.C., опубл. 10.07.96.
  55. Патент РФ 2 122 244, МПК G 21 С 7/10, 7/11, Прямо действующее устройство для управления реактивностью ядерного реактора, Ионайтис P.P., Лисовой В. Ф., Поляков Б. А., Смирнов В. П., опубл. 20.11.98.
  56. А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. — 542 с.
  57. В.А. Управление напряженным состоянием и свойства плазменных покрытий. -М.: Машиностроение. 1990. 384 с.
  58. В. Н., Лотков А. И. Мартенситные превращения в области гомогенности интерметаллида TiNi. // ФММ. 1985. — Т.60. — Вып.2. С. 351 -355.
  59. Д.П., Коваль Н. Н., Щанин П. М. Генерация объемной плазмы дуговым разрядом с накаленным катодом. // Известия вузов. Физика. Вып.З. 1994. С. 115−120.
  60. JI.H. Рентгеноструктурный контроль машиностроительных материалов. Справочник. М.: Машиностроение, 1979.
  61. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем. — М.: Физматгиз., 1959. -Т.2. С.144−157.
  62. А.Р., Спивак И. И. Прочность тугоплавких соединений. Справочник. Челябинск: Металлургия, 1989, 368 с.
  63. Bastin G.F., Rieck G.D. Diffusion in the titanium-nickel system: 1. Occurance and growth of the various antermetallic compounds. // Met. Trans. 1974. V. 5. P. 1817−1826.
  64. Bastin G.F., Rieck G.D. Diffusion in the titanium-nickel system: 2. Calculations of chemical and intrinsic diffusion coefficient. // Met. Trans. 1974. V. 5.P. 1827−1831.
  65. A.A., Назимов О. П., Никитич A.C., Чертов С. И., Гозенко Н.Н,! Скворцова С. В. Влияние наводораживания на структуру и свойства сплава ТН-1. // Технология легких сплавов. 1984. № 3. С. 42−47.
  66. R., Mason N.B. // Z. Phys. Chemic Neue Folge. 1979. — Bd. l 16. S.185−195.
  67. К. Кристаллические структуры двухкомпонентных сплавов. Пер. с немецкого. М.: Металлургия, 1971. 536 с.
  68. М.В. Различные структуры с постоянной стехиометрией. В ich. «Интерметаллические соединения». Пер. с английского. М.: Металлургия, 1970. С. 162−177. 440 с.
  69. М.Х., Фломменблит Ю. М., Масленков С. Б., Будигина Н. Б. // ФММ. 1987. — Т.64. — Вып.З. С. 498−503.
  70. С.Б., Будигина Н. Б., Шоршоров М. Х., Фломменблит Ю. М. // ФММ. 1988. — Т.66. — Вып.2. С. 307 — 312.
  71. Г. П. Химия титана. М.: Химия, 1971'. — 471с.
  72. Эм В. Т. Структура и фазовые превращения сплавов внедрения на основе переходных металлов IV-V групп. Дисс. д. ф.-м. н. Ташкент: НИИ ЯФ УзССР, 1988. 332 с.
  73. Buhler W.J. Wiley R.C. TiNi-Ductile Intermrtallic Comound. // Trans. ASM. 1962. V.55. P. 269−276.
  74. Suzuki T. Quench-Hardening and Mechanical Properties of Ni-Rich NiTi Compounds. //TransJIM. 1973. — V.14. -P.31−36.
  75. Yong Liu, Zeliand Xie, J. Van Numbeeck, Lue Delaey. Deformation of Shape memory alloys associated with twinned domains re-configuration.//Mater. Sci. and Eng.-l 999.-A273−275.—P.679−784.
  76. В.Г. Пушин, С. Д. Прокошкин, Р. З. Валиев. Сплавы никелида титана с памятью формы. 4.1. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН. 2006. 438 с.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!